JP7799605B2 - アルミニウム合金鍛造材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明はアルミニウム合金鍛造材及びその製造方法に関するものであり、特に自動車用足回り部品等に好適に使用することができるアルミニウム合金鍛造材及びその簡便かつ効率的な製造方法に関するものである。

６０００系アルミニウム合金は主としてＭｇ及びＳｉが添加されたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系アルミニウム合金であり、成形性や耐食性に優れることに加えて、中程度の時効硬化を示して良好な強度を有しており、鍛造部材は自動車を始めとする輸送用機器の構造用部材として広く使用されている。

しかしながら、近年、燃費向上やＣＯ_２排出量削減を目的として輸送用機器の軽量化の要求が高くなっており、６０００系アルミニウム合金鍛造部材の高強度化及び高靭性化が切望されている。特に、６０００系アルミニウム合金鍛造部材を自動車用の足回り部品等に使用する場合、高い信頼性を付与することが必要不可欠である。

これに対し、例えば、特許文献１（特開２０１７－１５５２５１号公報）においては、質量％で、Ｓｉ：０．７～１．５％、Ｍｇ：０．６～１．２％、Ｆｅ：０．０１～０．５％を各々含有するとともに、更に、Ｍｎ：０．０５～１．０％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｚｒ：０．０１～０．２％のうちの一種または二種以上を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金鍛造材であって、この鍛造材の最も厚肉な部分の肉厚中心の観察面における組織として、Ｘ線回折により測定された転位密度が平均で１．０×１０^１４～５．０×１０^１６／ｍ^２の範囲であり、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により測定された、方位差が２°以上の結晶粒の傾角２～１５°の小傾角粒界の平均割合が５０％以上であり、倍率３０万倍のＴＥＭにより測定可能な析出物の平均数密度が５．０×１０^２個／μｍ^３以上であることを特徴とする、強度と延性に優れたアルミニウム合金鍛造材、が開示されている。

上記特許文献１に記載のアルミニウム合金鍛造材においては、６０００系アルミニウム合金鍛造材につき、溶体化および焼入れ処理した鍛造材に温間加工による加工歪を付与した上で、人工時効処理を施した場合に、加工歪を付与しない通常の場合に比して、強度と延性とがともに向上する（高強度化、高延性化する）ことから、当該効果を発揮させる、あるいは保証するために、人工時効処理後の鍛造材の最も厚肉な部分の肉厚中心部における組織として、平均の転位密度、小傾角粒界の平均割合、析出物の平均数密度を各々規定した、とされている。

また、特許文献２（特開２００８－１６３４４５号公報）においては、質量％で、Ｍｇ：０．５～１．２５％ 、Ｓｉ：０．４～１．４％、Ｃｕ：０．０１～０．７％、Ｆｅ：０．０５～０．４％、Ｍｎ：０．００１～１．０％、Ｃｒ：０．０１～０．３５％ 、Ｔｉ：０．００５～０．１％を各々含み、かつＺｒ：０．１５％未満に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金鍛造材から構成される自動車足回り部品であって、最大応力発生部位における幅方向断面組織において、最大応力が発生する断面部位の組織で観察される晶出物密度が平均面積率で１．５％以下であり、鍛造の際に生じるパーティングラインを含む断面部位の組織で観察される各粒界析出物同士の間隔が平均間隔で０．７μｍ以上であることを特徴とする自動車足回り部品、が開示されている。

上記特許文献２に記載の自動車足回り部品においては、軽量化形状をした自動車足回り部品アーム部の、例えばリブにある最大応力発生部位におけるリブとウエブとの各特定部位の幅方向断面組織を規定し、鍛造後の自動車足回り部品のアーム部の、リブなどの最大応力発生部位におけるリブとウエブとの各特定部位の幅方向断面組織を、所定の組織となるように成分調整および製造することで、軽量化形状をした自動車足回り部品アーム部の、特に最大応力が発生する特定部位の、鍛造中におけるリブ部分やウエブ部分の結晶粒の粗大化を抑制することができる、とされている。

特開２０１７－１５５２５１号公報 特開２００８－１６３４４５号公報

６０００系アルミニウム合金の機械的性質は結晶粒界の析出物及び結晶粒内の晶析出物に影響されるところ、上記特許文献１に記載のアルミニウム合金鍛造材では基本的に結晶粒内の析出物のみに着目しており、靭性（延性）に大きく寄与する結晶粒界の析出物の影響が考慮されていない。

また、上記特許文献２に記載の自動車足回り部品では結晶粒界の析出物同士の間隔が規定されているが、当該析出物に関して、大きさや形状等の金属組織的に極めて重要な特徴について考慮されていない。

即ち、６０００系アルミニウム合金鍛造材に関して、強度及び靭性を高いレベルで両立させる観点から、結晶粒界の析出物及び結晶粒内の晶析出物が十分に最適な状態になっているとは言い難い。

以上のような従来技術における問題点に鑑み、本発明の目的は、高い強度と優れた靭性（良好な延性）を有する６０００系アルミニウム合金鍛造材及びその効率的な製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記目的を達成すべく、６０００系アルミニウム合金鍛造材の組成と微細組織の関係について鋭意研究を重ねた結果、十分なＳｉを添加して結晶粒内に微細な析出物を形成させることに加え、適量のＭｎ及びＣｒを添加して結晶粒界の析出物を微細化すること等が極めて有効であることを見出し、本発明に到達した。

即ち、本発明は、
６０００系アルミニウム合金からなり、
Ｃｕの含有量が０．２～１．０ｗｔ％であり、
前記６０００系アルミニウム合金の組成が以下の関係式（１）及び（２）を満たし、
母材結晶粒界に析出物、母材結晶粒内にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系晶析出物を有していること、
を特徴とするアルミニウム合金鍛造材、を提供する。
Ｓｉ（ａｔ％）≧Ｍｇ／２（ａｔ％） （１）
０．２≦過剰Ｓｉ（ｗｔ％）＋Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）≦１．７ （２）

本発明のアルミニウム合金鍛造部材においては、Ｍｇ_２Ｓｉの生成に関して十分なＳｉを添加することで、結晶粒内に晶析出物を微細かつ大量に生成させている。加えて、過剰Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量の合計を０．２～１．７ｗｔ％とすることで、鋳造時にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物を晶出、均質化熱処理及び鍛造予熱中にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物を析出させ、アルミニウム合金鍛造部材が高強度化されていることに加え、過剰Ｓｉを消費することによって結晶粒界の析出物が微細化されている。ここで、過剰Ｓｉ量（ｗｔ％）は、「Ｓｉ量（ｗｔ％）－（Ｍｇ量（ｗｔ％）／１．７３１」で算出することができる。

加えて、本発明のアルミニウム合金鍛造材においては、０．２～１．０ｗｔ％のＣｕを含有することで、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ系４元型析出物（Ｑ相もしくはＱ’相）の形成により、良好な機械的強度及び疲労強度が付与されている。

また、本発明のアルミニウム合金鍛造材においては、前記Ｓｉの含有量が０．５～１．４ｗｔ％、前記Ｍｇの含有量が０．６～１．７ｗｔ％、であること、が好ましい。また、より好ましいＳｉの含有量は０．９～１．２ｗｔ％、より好ましいＭｇの含有量は０．８～１．２ｗｔ％である。

Ｓｉの含有量を０．５ｗｔ％以上とすることで固溶強化や時効硬化を十分に発現させることができ、１．４ｗｔ％以下とすることで耐食性の低下や晶出物及び析出物の粗大化に起因する延性の低下を抑制することができる。また、Ｓｉの含有量を０．９～１．２ｗｔ％とすることで、これらの効果をより確実に得ることができる。

また、Ｍｇの含有量を０．６ｗｔ％以上とすることで十分な量のＭｇ－Ｓｉ系析出物が形成し、強度及び疲労特性を高めることができ、Ｍｇの含有量を１．７ｗｔ％以下とすることで、破壊の起点となる粗大な化合物の形成を抑制することができる。Ｍｇの含有量を０．８～１．２ｗｔ％とすることで、これらの効果をより確実に得ることができる。

また、本発明のアルミニウム合金鍛造材においては、前記母材結晶粒界における前記析出物の平均粒径が５０ｎｍ以下であること、が好ましい。母材結晶粒界における析出物の平均粒径が５０ｎｍ以下となっていることで、アルミニウム合金鍛造材に良好な延性（靭性）を付与することができる。ここで、析出物の平均粒径は円相当径として算出すればよい。

また、本発明のアルミニウム合金鍛造材においては、前記母材結晶粒界における前記析出物のアスペクト比が５以下であること、が好ましい。母材結晶粒界における析出物のアスペクト比を５以下とすることで、母材結晶粒界を析出物が占める割合が低下することに加え、析出物同士の距離を長くすることができる。その結果、アルミニウム合金鍛造材に良好な延性（靭性）を付与することができる。

また、本発明のアルミニウム合金鍛造材においては、前記母材結晶粒界を中心とする無析出帯の幅が１００ｎｍ以下であること、が好ましい。母材結晶粒界における無析出帯の幅を１００ｎｍ以下とすることで、アルミニウム合金鍛造材に高い強度と良好な延性を付与することができる。

更に、本発明のアルミニウム合金鍛造材においては、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上であること、が好ましい。アルミニウム合金鍛造材が３５０ＭＰａ以上の０．２％耐力と１０％以上の伸びを有することで、高い信頼性が要求される構造部材にも好適に用いることができる。

また、本発明は、本発明のアルミニウム合金鍛造材からなる自動車用足回り部品も提供する。本発明のアルミニウム合金鍛造材は良好な強度と延性を有しており、本発明の自動車用足回り部品は高い強度と信頼性が要求される場合に好適に用いることができる。

更に、本発明は、
本発明のアルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、
前記アルミニウム合金鍛造材のＣｕの含有量を０．２～１．０ｗｔ％とし、
アルミニウム合金材を予熱する熱間鍛造予熱工程と、
前記熱間鍛造予熱工程で得られた予熱アルミニウム合金材に熱間鍛造を施す熱間鍛造工程と、を含み、
前記熱間鍛造予熱工程における予熱温度を３００～５５０℃、予熱時間を１～３時間とし、
前記アルミニウム合金の組成が以下の関係式（１）及び（２）を満たすこと、
を特徴とするアルミニウム合金鍛造材の製造方法、も提供する。
Ｓｉ（ａｔ％）≧Ｍｇ／２（ａｔ％） （１）
０．２≦過剰Ｓｉ（ｗｔ％）＋Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）≦１．７ （２）

本発明のアルミニウム合金鍛造材の製造方法においては、予熱温度を３００～５５０℃、予熱時間を１～３時間とする熱間鍛造予熱工程によって、Ａｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物を析出させ、アルミニウム合金鍛造部材が高強度化されていることに加え、過剰Ｓｉを消費することによって結晶粒界の析出物が微細化されている。

また、本発明のアルミニウム合金鍛造材の製造方法においては、前記熱間鍛造予熱工程の前に前記アルミニウム合金材の均質化熱処理工程を有し、前記均質化熱処理工程の温度を５００～５５０℃、保持時間を５～１０時間とすること、が好ましい。

５００～５５０℃で５～１０時間の均質化熱処理を施すことによって、より確実にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物を析出させ、アルミニウム合金鍛造部材が高強度化されていることに加え、過剰Ｓｉを消費することによって結晶粒界の析出物が微細化されている。

本発明によれば、高い強度と優れた靭性（良好な延性）を有する６０００系アルミニウム合金鍛造材及びその効率的な製造方法を提供することができる。

本発明のアルミニウム合金鍛造材の微細組織の模式図である。 実施例１のアルミニウム合金鍛造材のアルミニウム母材結晶粒界近傍のＴＥＭ観察結果である。 実施例１のアルミニウム合金鍛造材のアルミニウム母材結晶粒内のＴＥＭ観察結果である。 図３に示す晶析出物のＴＥＭ－ＥＤＳスペクトルである。 比較例５のアルミニウム合金鍛造材のアルミニウム母材結晶粒界近傍のＴＥＭ観察結果である。 比較例１のアルミニウム合金鍛造材のアルミニウム母材結晶粒界近傍のＴＥＭ観察結果である。 比較例４のアルミニウム合金鍛造材のアルミニウム母材結晶粒界近傍のＴＥＭ観察結果である。 比較例５のアルミニウム合金鍛造材のアルミニウム母材結晶粒内のＴＥＭ観察結果である。

以下、図面を参照しながら本発明のアルミニウム合金鍛造材及びその製造方法についての代表的な実施形態について詳細に説明するが、本発明はこれらのみに限定されるものではない。なお、以下の説明では、同一又は相当部分には同一符号を付し、重複する説明は省略する場合がある。また、図面は、本発明を概念的に説明するためのものであるから、表された各構成要素の寸法やそれらの比は実際のものとは異なる場合もある。

１．アルミニウム合金鍛造材
（１）組成
アルミニウム合金鍛造材は、６０００系アルミニウム合金からなり、アルミニウム合金鍛造材に高い強度と靭性（延性）を付与するために、特にＳｉ、Ｍｇ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が最適化されている。以下、本発明のアルミニウム合金鍛造材の特徴的な各成分元素について説明する。

Ｃｕ：０．２～１．０ｗｔ％
Ｃｕの含有量は、０．２～１．０ｗｔ％となっている。ＣｕはＡｌ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃｕ系４元型析出物（Ｑ相もしくはＱ’相）の形成により、機械的強度及び疲労強度を高める作用を有する。Ｃｕ含有量が０．２ｗｔ％未満ではこれらの効果を十分に得ることができず、アルミニウム合金鍛造材の耐力を３５０ＭＰａ以上とすることができない。一方で、Ｃｕ含有量が１．０ｗｔ％を超えると耐食性を低下させる虞がある。

Ｓｉ：０．５～１．４ｗｔ％
Ｓｉの含有量は０．５～１．４ｗｔ％とすることが好ましい。Ｓｉの含有量を０．５ｗｔ％以上とすることで固溶強化や時効硬化を十分に発現させることができ、１．４ｗｔ％以下とすることで耐食性の低下や晶出物及び析出物の粗大化に起因する延性の低下を抑制することができる。また、より好ましいＳｉの含有量は０．９～１．２ｗｔ％である。Ｓｉの含有量を０．９～１．２ｗｔ％とすることで、これらの効果をより確実に得ることができる。

Ｍｇ：０．６～１．７ｗｔ％
Ｍｇの含有量は０．６～１．７ｗｔ％とすることが好ましい。Ｍｇの含有量を０．６ｗｔ％以上とすることで十分な量のＭｇ－Ｓｉ系析出物が形成し、強度及び疲労特性を高めることができ、Ｍｇの含有量を１．７ｗｔ％以下とすることで、破壊の起点となる粗大な化合物の形成を抑制することができる。また、より好ましいＭｇの含有量は０．８～１．２ｗｔ％である。Ｍｇの含有量を０．８～１．２ｗｔ％とすることで、これらの効果をより確実に得ることができる。

Ｍｎ：０．１～０．８ｗｔ％
Ｍｎの含有量は０．１～０．８ｗｔ％とすることが好ましい。Ｍｎの含有量を０．１ｗｔ％以上とすることで、Ａｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物の形成によりアルミニウム合金鍛造材を高強度化することができる。また、Ｍｎの含有量を０．８ｗｔ％以下とすることで、靭性及び延性を低下させる粗大なＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物の形成を抑制することができる。

Ｃｒ：０．１～０．８ｗｔ％
Ｃｒの含有量は０．１～０．８ｗｔ％とすることが好ましい。Ｃｒの含有量を０．１ｗｔ％以上とすることで、Ａｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物の形成によりアルミニウム合金鍛造材を高強度化することができる。また、Ｃｒの含有量を０．８ｗｔ％以下とすることで、靭性及び延性を低下させる粗大なＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物の形成を抑制することができる。

Ｆｅ：０．０５～０．３ｗｔ％
Ｆｅの含有量は０．０５～０．３ｗｔ％とすることが好ましい。Ｆｅの含有量を０．０５ｗｔ％以上とすることで、Ａｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物の形成によりアルミニウム合金鍛造材を高強度化することができる。また、Ｆｅの含有量を０．３ｗｔ％以下とすることで、靭性及び延性を低下させる粗大なＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物の形成を抑制することができる。

その他、各種６０００系アルミニウム合金（Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金）として規定されている組成範囲において、Ｃｕ、Ｚｎ及びＴｉ等を含有することができる。

また、本発明のアルミニウム合金鍛造材の成分元素に関しては、以下の２つの要件を具備する必要がある。

（１）Ｓｉ（ａｔ％）≧Ｍｇ／２（ａｔ％）
Ｓｉ及びＭｇがＳｉ（ａｔ％）≧Ｍｇ／２（ａｔ％）を満たすことで、Ｍｇ₂Ｓｉの生成に関して十分なＳｉが存在することになり、結晶粒内に晶析出物を微細かつ大量に形成させることができる。

（２）０．２≦過剰Ｓｉ（ｗｔ％）＋Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）≦１．７
過剰Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量の合計が０．２～１．７ｗｔ％となるようにすることで、鋳造時にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物を晶出、均質化熱処理及び鍛造予熱中にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物を析出させ、アルミニウム合金鍛造部材が高強度化されていることに加え、過剰Ｓｉを消費することによって結晶粒界の析出物が微細化されている。

（２）組織
図１に本発明のアルミニウム合金鍛造材の微細組織の模式図を示す。本発明のアルミニウム合金鍛造材においては、アルミニウム母材２の結晶粒界４に析出物６が形成している。また、アルミニウム母材２の結晶粒内には極めて微細なＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系晶析出物が分散している。なお、結晶粒内に存在するのはＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系晶析出物に限られず、例えば、Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金の時効析出相として知られている一般的なβ相及びその前駆相やＱ相及びその前駆相等が分散していてもよい。

結晶粒界４における析出物６の平均粒径は５０ｎｍ以下であることが好ましい。結晶粒界４における析出物６の平均粒径が５０ｎｍ以下となっていることで、アルミニウム合金鍛造材に良好な延性（靭性）を付与することができる。析出物６の平均粒径は４０ｎｍ以下であることがより好ましく、３０ｎｍ以下であることが最も好ましい。

結晶粒界４における析出物６のアスペクト比は５以下であることが好ましい。結晶粒界４における析出物６のアスペクト比を５以下とすることで、結晶粒界４を析出物６が占める割合が低下することに加え、析出物６同士の距離を長くすることができる。その結果、析出物６を伝播して亀裂が進展することを抑制でき、アルミニウム合金鍛造材に良好な延性（靭性）を付与することができる。析出物６のより好ましいアスペクト比は４以下であり、最も好ましいアスペクト比は３以下である。

また、結晶粒界４を中心とする無析出帯の幅は１００ｎｍ以下であることが好ましい。結晶粒界４における無析出帯の幅を１００ｎｍ以下とすることで、アルミニウム合金鍛造材に高い強度と良好な延性を付与することができる。無析出帯のより好ましい幅は９０ｎｍ以下であり、最も好ましい幅は８０ｎｍ以下である。

アルミニウム合金鍛造材は、上記の組成及び組成を有することで、優れた引張特性を有している。アルミニウム合金鍛造材においては、０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上であることが好ましい。アルミニウム合金鍛造材２が３５０ＭＰａ以上の０．２％耐力と１０％以上の伸びを有することで、高い信頼性が要求される構造部材にも好適に用いることができる。アルミニウム合金鍛造材２のより好ましい０．２％耐力は３６０ＭＰａ以上であり、最も好ましい０．２％耐力は３７０ＭＰａ以上である。また、アルミニウム合金鍛造材２のより好ましい伸びは１２％以上であり、最も好ましい伸びは１４％以上である。

２．自動車用足回り部品
本発明の自動車用足回り部品は、本発明のアルミニウム合金鍛造材からなる自動車用足回り部品である。

自動車用足回り部品の具体例としては、例えば、自動車用のサスペンション部品であるアッパアーム、ロアアーム及びトランスバースリンク等を挙げることができる。

３．アルミニウム合金鍛造材の製造方法
本発明のアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、上記本発明のアルミニウム合金鍛造材の効果的な製造方法を提供するものである。本発明のアルミニウム合金鍛造材の製造方法は、アルミニウム合金鍛造材のＣｕの含有量を０．２～１．０ｗｔ％とし、アルミニウム合金材を予熱する熱間鍛造予熱工程と、熱間鍛造予熱工程で得られた予熱アルミニウム合金材に熱間鍛造を施す熱間鍛造工程と、を含んでいる。また、その他の工程については本発明の効果を損なわない限りにおいて特に限定されず、必要に応じて、６０００系アルミニウム合金の鍛造材を製造するために用いられている従来公知の種々の工程を用いればよい。以下、本発明のアルミニウム合金鍛造材の製造方法に特徴的な工程について説明する。

（１）均質化熱処理工程
熱間鍛造予熱工程を含む熱間鍛造工程の前処理として、熱間鍛造を施すアルミニウム合金材に対して均質化熱処理を施すことが好ましい。また、均質化熱処理工程の温度は５００～５５０℃、保持時間は５～１０時間とすることが好ましい。

５００～５５０℃で５～１０時間の均質化熱処理を施すことによって、アルミニウム母材２の結晶粒内に、より確実にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物を析出させ、アルミニウム合金鍛造部材を高強度化できることに加え、過剰Ｓｉを消費することによって結晶粒界４の析出物６を微細化することができる。また、その結果、析出物６のアスペクト比を小さくすることができる。

（２）熱間鍛造予熱工程
熱間鍛造工程の予備処理として施す処理である。アルミニウム合金材に対して予熱温度を３００～５５０℃、予熱時間を１～３時間とする熱処理を施すことによって、アルミニウム母材２の結晶粒内にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系化合物を析出させ、アルミニウム合金鍛造部材を高強度化できることに加え、過剰Ｓｉを消費することによって結晶粒界４の析出物６を微細化することができる。また、その結果、析出物６のアスペクト比を小さくすることができる。

（３）熱間鍛造工程
従来公知の種々の鍛造方法を用いて予熱したアルミニウム合金材に熱間鍛造を施し、所望の形状とすればよい。また、最終形状を自動車用のサスペンション部品であるアッパアーム、ロアアーム及びトランスバースリンク等とすることで、本発明の自動車用足回り部品を得ることができる。

（４）溶体化処理及び時効処理
熱間鍛造によって最終形状とした鍛造部品に適当な溶体化処理及び時効処理を施すことによって、鍛造部品全体の強度を向上させることができる。

溶体化処理及び時効処理の条件は特に限定されず、本発明の効果を損なわない範囲で従来公知の種々の溶体化処理及び時効処理を用いることができる。なお、これらの最適条件はアルミニウム合金の種類や鍛造部品の形状及び大きさ等に依存するため、溶体化処理及び時効処理後の鍛造部品について組織観察や機械的特性の評価を行い、適宜好適な条件を選定することが好ましい。

以上、本発明の代表的な実施形態について説明したが、本発明はこれらのみに限定されるものではなく、種々の設計変更が可能であり、それら設計変更は全て本発明の技術的範囲に含まれる。

≪実施例≫
ＤＣ連続鋳造法によって、表１に実施例として示した組成を有するアルミニウム合金のスラブを得た。なお、表１の成分はｗｔ％で示している。ここで、表１には関係式（１）及び関係式（２）に係わる「過剰Ｓｉ（ｗｔ％）」及び関係式（２）に係わる「過剰Ｓｉ（ｗｔ％）＋Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）」の値も示している。実施例に係るアルミニウム合金は、全て過剰なＳｉ及び０．２～１．０ｗｔ％のＣｕを有していることに加えて、０．２≦過剰Ｓｉ（ｗｔ％）＋Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）≦１．７の関係を満たしている。

次に、得られたスラブを切断し、３５０℃又は５００℃で２時間の熱間鍛造予熱工程後に鍛造率が６０％となる鍛造を施して、アルミニウム合金鍛造材を得た。ここで、熱間鍛造予熱工程の前に５１０℃で６時間又は５５０℃で１０時間の均質化熱処理を施した場合と、均質化熱処理を施していない場合について検討した。

次に、得られたアルミニウム合金鍛造材について、５５０℃で２時間の溶体化処理の後に水冷し、１８０℃で８時間の時効処理を施した。

得られた各アルミニウム合金鍛造材の引張特性及び製造条件を表２に示す。引張試験片はＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の１４号Ａ試験片を用い、引張速度はＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し、０．２％耐力までを２ｍｍ／ｍiｎ、０．２％耐力以降を５ｍｍ／ｍiｎとした。表２に示すように、本発明のアルミニウム合金鍛造材は、３５０ＭＰａの０．２％耐力と１０％以上の伸びを兼ね備えている。

また、いくつかのアルミニウム合金鍛造材について、アルミニウム母材の結晶粒界に存在する析出物の円相当径の平均値及びアスペクト比を求めた。具体的には、ＴＥＭ観察写真に関し、画像処理ソフトウェア（米国ＭｅｄｉａＣｙｂｅｒｎｅｔｉｃ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏ Ｐｒｅｍｉｅｒ Ｖ９．０）を用いて析出物の円相当径及びアスペクト比を算出した。得られた結果を表２に示す。本発明のアルミニウム合金鍛造材においては、結晶粒界に存在する析出物の円相当径の平均値が５０μｍ以下、アスペクト比が５以下となっていることが分かる。

実施例１のアルミニウム合金鍛造材（均質化熱処理：５１０℃，６ｈ、熱間鍛造予熱工程：５００℃，２ｈ）のアルミニウム母材結晶粒界近傍のＴＥＭ観察結果を図２に示す。ＴＥＭ観察にはＦＥＩ社製のＴｅｃｎａｉシリーズＧ２－Ｆ２０を用いた。アルミニウム母材の結晶粒界の析出物が確認でき、当該析出物は微細かつ粒状になっていることが分かる。加えて、析出物は互いに密接しておらず、アルミニウム合金鍛造材に良好な靭性及び延性を付与するために理想的な状態となっている。加えて、無析出帯の幅は１００ｎｍ以下となっている。

実施例１のアルミニウム合金鍛造材（均質化熱処理：５１０℃，６ｈ、熱間鍛造予熱工程：５００℃，２ｈ）のアルミニウム母材結晶粒内のＴＥＭ観察結果を図３に示す。アルミニウム母材の結晶粒内には微細な晶析出物が大量に分散していることが確認できる。当該晶析出物のＴＥＭ－ＥＤＳスペクトルを図４に示すが、晶析出物はＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系晶析出物を含んでいることが確認された。

≪比較例≫
表１に比較例として示した組成を有するアルミニウム合金のスラブを用いたこと以外は実施例と同様にして、アルミニウム合金鍛造材を得た。また、実施例と同様にして、得られたアルミニウム合金鍛造材を評価した。

比較例として得られたアルミニウム合金鍛造材の製造条件、引張特性及びアルミニウム母材結晶粒界に存在する析出物の情報を表３に示す。また、いくつかのアルミニウム合金鍛造材について、アルミニウム母材の結晶粒界に存在する析出物の円相当径の平均値及びアスペクト比を求めた結果も表３に示す。

表３に示すように、比較例のアルミニウム合金鍛造材は強度と延性を高いレベルで両立することができていない。過剰Ｓｉを有していない比較例１～比較例４に関しては、絶対的な強度が不足しており、０．２％耐力はいずれの場合も３５０ＭＰａ未満となっている。一方で、過剰Ｓｉを有しているものの、Ｍｎ及び／又はＣｒを含有していない比較例５に関しては、延性に乏しく、いずれの場合も伸びが１０％未満となっている。更に、Ｍｎ及びＣｒを含んでいるものの、過剰Ｓｉを有していない比較例６に関しては、絶対的な強度が不足しており、０．２％耐力はいずれの場合も３５０ＭＰａ未満となっている。

アルミニウム母材の結晶粒界に存在する析出物に関しては、過剰Ｓｉを有していない場合は粗大化及びアスペクト比の増大が認められないが、過剰Ｓｉを有している場合（比較例５）は、円相当径の平均が５０ｎｍよりも大きくなっており、アスペクト比も５よりも大きくなっている。

比較例５のアルミニウム合金鍛造材（均質化熱処理：５１０℃，６ｈ、熱間鍛造予熱工程：５００℃，２ｈ）のアルミニウム母材結晶粒界近傍のＴＥＭ観察結果を図５に示す。アルミニウム母材の結晶粒界の析出物が確認でき、当該析出物は粗大かつ針状となっていることが分かる。加えて、無析出帯の幅が実施例で得られたアルミニウム合金鍛造材と比較して大きくなっている。

比較例１のアルミニウム合金鍛造材（均質化熱処理：５１０℃，６ｈ、熱間鍛造予熱工程：５００℃，２ｈ）のアルミニウム母材結晶粒界近傍のＴＥＭ観察結果を図６に示す。アルミニウム母材の結晶粒界の析出物が確認でき、当該析出物の量が実施例で得られたアルミニウム合金鍛造材の場合と比較して少なくなっていることが分かる。

比較例４のアルミニウム合金鍛造材（均質化熱処理：５１０℃，６ｈ、熱間鍛造予熱工程：５００℃，２ｈ）のアルミニウム母材結晶粒界近傍のＴＥＭ観察結果を図７に示す。アルミニウム母材の結晶粒界の析出物が確認でき、比較例１の場合と比較して、当該析出物が微細化されていることが分かる。

比較例５のアルミニウム合金鍛造材（均質化熱処理：５１０℃，６ｈ、熱間鍛造予熱工程：５００℃，２ｈ）のアルミニウム母材結晶粒内のＴＥＭ観察結果を図８に示す。アルミニウム母材の結晶粒内には晶析出物の分散が明瞭には確認されない。

また、比較例７のアルミニウム合金鍛造材は十分なＳｉを有し、０．２≦過剰Ｓｉ（ｗｔ％）＋Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）≦１．７の関係を満たしているが、Ｃｕの含有量が０．２ｗｔ％未満となっており、引張強度及び０．２％耐力が低い値となっている。

以上の結果より、本発明のアルミニウム合金鍛造材はアルミニウム母材の結晶粒内には微細なＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系晶析出物が大量に分散し、結晶粒内の析出物は微細かつ粒状に近い形状を有しており、その結果、高い強度と優れた靭性（良好な延性）を有していることが分かる。

２・・・アルミニウム母材、
４・・・結晶粒界、
６・・・析出物。

Claims (6)

1. ６０００系アルミニウム合金からなり、
   Ｃｕの含有量が０．２～１．０ｗｔ％、Ｓｉの含有量が０．５～１．４ｗｔ％、Ｍｇの含有量が０．８～１．２ｗｔ％、Ｍｎの含有量が０．１～０．８ｗｔ％、Ｃｒの含有量が０．１～０．８ｗｔ％、Ｆｅの含有量が０．０５～０．３ｗｔ％、Ｔｉの含有量が０．０１～０．０３ｗｔ％であり、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、
   前記６０００系アルミニウム合金の組成が以下の関係式（１）及び（２）を満たし、
   母材結晶粒界に析出物、母材結晶粒内にＡｌ－（Ｆｅ，Ｍｎ，Ｃｒ）－Ｓｉ系晶析出物を有し、
   前記母材結晶粒界における前記析出物の平均粒径が５０ｎｍ以下であり、
   前記母材結晶粒界における前記析出物のアスペクト比が５以下であり、
   ０．２％耐力が３５０ＭＰａ以上、伸びが１０％以上であり、
   前記関係式（２）における過剰Ｓｉ（ｗｔ％）を「Ｓｉ量（ｗｔ％）－Ｍｇ量（ｗｔ％）／１．７３１」で算出される正の値とすること、
   を特徴とするアルミニウム合金鍛造材。
   Ｓｉ（ａｔ％）≧Ｍｇ／２（ａｔ％） （１）
   ０．２≦過剰Ｓｉ（ｗｔ％）＋Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）≦１．７ （２）
2. 前記Ｓｉの含有量が０．９～１．２ｗｔ％、であること、
   を特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金鍛造材。
3. 前記母材結晶粒界を中心とする無析出帯の幅が１００ｎｍ以下であること、
   を特徴とする請求項１又は２に記載のアルミニウム合金鍛造材。
4. 請求項１～３のうちのいずれかに記載のアルミニウム合金鍛造材からなること、
   を特徴とする自動車用足回り部品。
5. 請求項１又は３に記載のアルミニウム合金鍛造材の製造方法であって、
   アルミニウム合金材の組成が、Ｃｕの含有量を０．２～１．０ｗｔ％、Ｓｉの含有量を０．５～１．４ｗｔ％、Ｍｇの含有量を０．８～１．２ｗｔ％、Ｍｎの含有量を０．１～０．８ｗｔ％、Ｃｒの含有量を０．１～０．８ｗｔ％、Ｆｅの含有量が０．０５～０．３ｗｔ％、Ｔｉの含有量が０．０１～０．０３ｗｔ％であり、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、
   前記アルミニウム合金材を予熱する熱間鍛造予熱工程と、
   前記熱間鍛造予熱工程で得られた予熱アルミニウム合金材に熱間鍛造を施す熱間鍛造工程と、
   前記熱間鍛造工程で得られたアルミニウム合金鍛造材に溶体化処理及び時効処理を施すことと、を含み、
   前記熱間鍛造予熱工程における予熱温度を３００～５５０℃、予熱時間を１～３時間とし、
   前記アルミニウム合金材の組成が以下の関係式（１）及び（２）を満たし、
   前記関係式（２）における過剰Ｓｉ（ｗｔ％）を「Ｓｉ量（ｗｔ％）－Ｍｇ量（ｗｔ％）／１．７３１」で算出される正の値とすること、
   を特徴とするアルミニウム合金鍛造材の製造方法。
   Ｓｉ（ａｔ％）≧Ｍｇ／２（ａｔ％） （１）
   ０．２≦過剰Ｓｉ（ｗｔ％）＋Ｍｎ（ｗｔ％）＋Ｃｒ（ｗｔ％）≦１．７ （２）
6. 前記熱間鍛造予熱工程の前に前記アルミニウム合金材の均質化熱処理工程を有し、
   前記均質化熱処理工程の温度を５００～５５０℃、保持時間を５～１０時間とすること、
   を特徴とする請求項５に記載のアルミニウム合金鍛造材の製造方法。